專利名稱：表面包覆金屬陶瓷制切削工具的制作方法
技術領域：
本發明涉及構成硬質包覆層的上部層的改性α型Al2O3層具有優異的晶粒界面強度的表面包覆金屬陶瓷制切削工具，特別是涉及下述表面包覆金屬陶瓷制切削工具(以下，稱包覆金屬陶瓷工具)，其在對自身具有高粘性且對切削時的切削工具表面部的硬質包覆層的粘接性也高，從而切削阻力非常大的軟鋼、不銹鋼以及高錳鋼等難切削材料進行的高速切削加工中，硬質包覆層顯示出優異的耐碎裂性，從而能長期發揮優異的耐磨損性。
背景技術：
以往，公知有下述包覆金屬陶瓷工具，其在由碳化鎢(以下，表示為WC)基硬質合金或者碳氮化鈦(以下，表示為TiCN)基金屬陶瓷構成的基體(以下，將這些總稱為工具基體)的表面上，蒸鍍形成有硬質包覆層，所述硬質包覆層，(a)下部層是Ti化合物層，包括均由化學蒸鍍形成的Ti的碳化物(以下，表示為TiC)層、氮化物(以下，同樣表示為TiN)層、碳氮化物(以下，表示為TiCN)層、碳氧化物(以下，表示為TiCO)層、以及碳氮氧化物(以下，表示為TiCNO)層中的一層或者兩層以上，且具有3～20μm的合計平均層厚，(b)上部層是具有2～20μm的平均層厚、且在化學蒸鍍的狀態下具有α型結晶構造的氧化鋁層(以下，稱為現有α型Al2O3層)，該包覆金屬陶瓷工具可用在例如各種一般鋼或普通鑄鐵等的切削加工中(專利文獻1特開平6-31503號公報)。
此外，在上述包覆金屬陶瓷工具中，還公知有下述方案，即，其硬質包覆層的構成層一般具有粒狀結晶組織，進而，對于構成作為下部層的Ti化合物層的TiCN層，為了提高層自身的強度，借助通常的化學蒸鍍裝置，通過使用含有有機碳氮化物的混合氣體作為反應氣體，在700～950℃的中溫溫度范圍中進行化學蒸鍍，來形成該層，從而具有縱長成長結晶組織(專利文獻2特開平6-8010號公報)。
近年來切削裝置的高性能化顯著，另一方面對切削加工的省力化以及節能化、進而低成本化的要求增強，與之相伴，切削加工有更加高速化的傾向。但是，上述現有包覆金屬陶瓷工具，在用于低合金鋼或碳素鋼等一般鋼、進而灰鑄鐵等普通鑄鐵的高速切削加工時沒有問題，但特別是在用于對軟鋼或不銹鋼、進而高錳鋼等難切削材料的高速切削加工時，現狀為在比較短的時間下就到達了使用壽命。其原因是，上述難切削材料自身具有高粘性且對切削時切削工具表面部的硬質包覆層的粘接性也高，再加上該傾向會由于在高速切削時所產生的高熱量而進一步增大，所以切削阻力非常大，另一方面，構成現有包覆金屬陶瓷工具的硬質包覆層的現有α型Al2O3層的高溫強度對于耐受這樣的高切削阻力而言不夠，其結果，易于在切削刃部發生碎裂(微小缺口)。
發明內容
因此，本發明人等從上述觀點出發，著眼于由上述現有α型Al2O3層構成硬質包覆層的上部層的現有包覆金屬陶瓷工具，進行了旨在提高特別是上述現有α型Al2O3層的耐碎裂性的研究，結果得到了以下(a)～(c)的研究結果。
(a)作為上述現有包覆金屬陶瓷工具的硬質包覆層的現有α型Al2O3層，一般借助通常的化學蒸鍍裝置在下述條件下蒸鍍形成，即，反應氣體組成以容量％計為AlCl32～4％、CO24～8％、HCl1～3％、H2S0.05～0.2％、H2其余；反應氣氛溫度1020～1050℃；反應氣氛壓力6～10kPa。
但是，若將α型Al2O3層同樣借助通常的化學蒸鍍裝置在例如下述條件下蒸鍍形成，則形成的α型Al2O3層(以下，稱為改性α型Al2O3層)除α型Al2O3層自身具有的優異的高溫硬度以及耐熱性之外，與上述現有α型Al2O3層相比，還具有更優異的高溫強度，所述條件為，反應氣體組成以容量％計為AlCl36～10％、CO24～8％、HCl3～5％、H2S0.25～0.6％、H2其余；反應氣氛溫度920～1000℃；反應氣氛壓力6～10kPa。
(b)對于上述現有α型Al2O3層以及改性α型Al2O3層，如圖1中通過概略立體圖示意性地表示的、構成α型Al2O3層的晶粒所具有的六方晶晶格和上述α型Al2O3層的表面研磨面的關系那樣，使用場致發射式掃描電子顯微鏡和電子反向散射衍射像裝置，對存在于表面研磨面的測定范圍內的具有六方晶晶格的每個晶粒照射電子射線，并測定上述晶粒的各晶面各自的法線與上述表面研磨面的法線相交的角度，并根據該測定結果，選出作為晶粒的構成晶面的(0001)面以及{10-10}面，進而求出分別在選出的(0001)面以及{10-10}面鄰接的晶粒相互的界面(晶粒界面單位)上的、(0001)面的法線彼此以及{10-10}面的法線彼此的相交角度，在該情況下，上述改性α型Al2O3層呈現出下述晶粒界面排列，即，(0001)面的法線彼此以及{10-10}面的法線彼此的相交角度為15度以下的晶粒界面單位占所有晶粒界面單位的45％以上，與之相對，在上述現有α型Al2O3層中呈現為，(0001)面的法線彼此以及{10-10}面的法線彼此的相交角度為15度以下的晶粒界面單位占所有晶粒界面單位的25％以下。
該結果顯示，與上述現有α型Al2O3層相比，上述改性α型Al2O3層具有更優異的晶粒界面強度，這樣提高了晶粒界面強度后的α型Al2O3層，自身的高溫強度顯著提高。
(c)因此，將除了優異的高溫硬度以及耐熱性之外還具有更優異的高溫強度的上述改性α型Al2O3層作為硬質包覆層的上部層，與下部層的上述Ti化合物層一起，蒸鍍形成在上述工具基體的表面上而成的包覆金屬陶瓷工具，即便在對特別是切削阻力顯著較高的上述難切削材料的高速切削加工中，也不會在上述硬質包覆層發生碎裂，結果，可長時間發揮優異的耐磨損性。
本發明是基于上述研究成果而作出的，其特征在于，通過在工具基體的表面上，蒸鍍形成由下述(a)以及(b)構成的硬質包覆層而成，硬質包覆層的改性α型氧化鋁層具有優異的晶粒界面強度，特別是在難切削材料的高速切削加工中，硬質包覆層發揮優異的耐碎裂性，其中，(a)為作為下部層的Ti化合物層，由均通過化學蒸鍍形成的Ti的碳化物層、氮化物層、碳氮化物層、碳氧化物層、以及碳氮氧化物層中的一層或者兩層以上構成，而且具有3～20μm的合計平均層厚，(b)為作為上部層的改性α型氧化鋁層，在化學蒸鍍的狀態下具有α型的結晶構造，呈現出下述晶粒界面排列，且具有2～20μm的平均層厚，所述晶粒界面排列為，使用場致發射式掃描電子顯微鏡和電子反向散射衍射像裝置，對存在于表面研磨面的測定范圍內的具有六方晶晶格的每個晶粒照射電子射線，并測定上述晶粒的各晶面各自的法線與上述表面研磨面的法線相交的角度，根據該測定結果選出作為晶粒的構成晶面的(0001)面以及{10-10}面，進而求出分別在選出的(0001)面以及{10-10}面鄰接的晶粒相互的界面(晶粒界面單位)上的、(0001)面的法線彼此以及{10-10}面的法線彼此的相交角度，在該情況下，上述(0001)面的法線彼此以及{10-10}面的法線彼此的相交角度為15度以下的晶粒界面單位，占所有晶粒界面單位的45％以上。
以下，對于本發明的包覆金屬陶瓷工具的硬質包覆層的構成層，說明按上述方式限定數值的理由。
(a)Ti化合物層(下部層)Ti化合物層基本作為上部層即改性α型Al2O3層的下部層而存在，借助自身具備的優異的高溫強度，對硬質包覆層的高溫強度的提高有幫助，此外，由于與工具基體和改性α型Al2O3層均牢固地緊貼，所以對硬質包覆層向工具基體的緊貼性的提高也有幫助作用。但是，Ti化合物層，在其合計平均層厚不足3μm時，上述作用不能充分發揮，另一方面，若其合計平均層厚超過20μm，則特別是在伴有高熱量產生的難切削材料的高速切削中，易引起熱塑性變形，這會成為偏磨損的原因。因此，Ti化合物層的合計平均層厚定為3～20μm。
(b)改性α型Al2O3層(上部層)如上所述，根據大量試驗結果可知，在下述情況下，晶粒界面強度進一步提高在晶粒界面排列中，分別鄰接的晶粒相互的界面(晶粒界面單位)上的、(0001)面的法線彼此以及{10-10}面的法線彼此的相交角度為15度以下的晶粒界面單位，占所有晶粒界面單位的45％以上。因此，在各法線彼此的相交角度的上限為例如16度的情況、或各法線彼此的相交角度為15度以下的晶粒界面單位的占有比例不足45％的情況下，無法確保希望的優異的晶粒界面強度。另一方面，在滿足上述條件的情況下，改性α型Al2O3層除了α型Al2O3層自身具有的優異的高溫硬度以及耐熱性之外，還具有優異的高溫強度。
此外，改性α型Al2O3層，其平均層厚不足2μm時，無法令硬質包覆層充分具備上述特性，另一方面，若該平均層厚超過20μm，則特別是在難切削材料的高速切削加工中，易發生碎裂。因此，該平均層厚定為2～20μm。
另外，為了識別切削工具使用前后的不同狀態，根據必要也可以蒸鍍形成具有金黃色色調的TiN層作為硬質包覆層的最表面層，該情況下TiN層的平均層厚在0.1～1μm即可。這是因為，若該平均層厚不足0.1μm，則得不到足夠的識別效果，另一方面，上述TiN層得到的上述識別效果在1μm以下的平均層厚時就足夠了。
本發明的包覆金屬陶瓷工具，構成硬質包覆層的上部層的改性α型Al2O3層除了α型Al2O3層自身具有的高溫硬度以及耐熱性之外，還具有優異的高溫強度，再加上下部層的Ti化合物具有的優異的高溫強度，即便在切削阻力高的難切削材料的高速切削中，也不會在硬質包覆層發生碎裂，可發揮優異的耐磨損性，進一步延長使用壽命。
圖1是示意地表示構成α型Al2O3層的晶粒所具有的六方晶晶格和上述α型Al2O3層的表面研磨面的關系的概略立體圖。
具體實施例方式
接著，借助實施例對本發明的包覆金屬陶瓷工具進行具體說明。
實施例作為原料粉末，準備均具有1～3μm的平均粒徑的WC粉末、TiC粉末、ZrC粉末、VC粉末、TaC粉末、NbC粉末、Cr3C2粉末、TiN粉末、以及Co粉末，將這些原料粉末配合為表1所示的配合組成，進而加入蠟而在丙酮中用球磨機混合24小時，并減壓干燥，之后以98Mpa的壓力沖壓成形為既定形狀的壓粉體，將該壓粉體在5Pa的真空中，在1370～1470℃的范圍內的既定溫度下保持1小時，在此條件下進行真空燒結，燒結后，通過對切削刃部進行R0.07mm的珩磨加工，來分別制造具有ISO·CNMG120408所規定的多刃刀片形狀的WC基硬質合金制的工具基體A～F。
此外，作為原料粉末，準備均具有0.5～2μm平均粒徑的TiCN粉末(質量比為TiC/TiN＝50/50)、Mo2C粉末、ZrC粉末、NbC粉末、TaC粉末、WC粉末、Co粉末、以及Ni粉末，將這些原料粉末配合為表2所示的配合組成，借助球磨機濕式混合24小時，干燥之后，以98Mpa的壓力沖壓成形為壓粉體，將該壓粉體在1.3kPa的氮氣氛圍中，以在1540℃的溫度下保持1小時的條件進行燒結，燒結后，通過對切削刃部進行R0.07mm的珩磨加工，來分別制造具有ISO·CNMG120412的刀片形狀的TiCN基金屬陶瓷制工具基體a～f。
接著，將這些工具基體A～F以及工具基體a～f分別裝入通常的化學蒸鍍裝置中，(a)首先，在表3所示的條件下，蒸鍍形成表4所示目標層厚的Ti化合物層作為硬質包覆層的下部層。另外，表3中的1-TiCN表示的是特開平6-8010號公報中所記載的具有縱長成長結晶組織的TiCN層的形成條件，此外表示通常的粒狀結晶組織的形成條件。
(b)接著，在下述條件下，同樣以表4所示的目標層厚，同樣地蒸鍍形成改性α型Al2O3層作為上部層，由此分別制造本發明的包覆金屬陶瓷工具1～13，所述條件為，反應氣體組成以容量％計為AlCl36～10％的范圍內的既定量、CO26％、HCl4％、H2S0.25～0.6％范圍內的既定量％、H2其余；反應氣氛溫度960℃反應氣氛壓力8kPa。
此外，為了進行比較，在下述條件下，以如表5所示目標層厚形成作為硬質包覆層的上部層的現有α型Al2O3層，此外為相同條件，分別制造現有包覆金屬陶瓷工具1～13，所述條件為，反應氣體組成以容量％計為AlCl32～4％的范圍內的既定量、CO26％、HCl2％、H2S0.05～0.2％范圍內的既定量、H2其余；反應氣氛溫度1030℃；反應氣氛壓力8kPa。
接著，使用場致發射式掃描顯微鏡以及電子反向散射衍射像裝置，對構成上述本發明包覆金屬陶瓷工具1～13以及現有包覆金屬陶瓷工具1～13的硬質包覆層的上部層的改性α型Al2O3層以及現有α型Al2O3層，進行晶粒界面排列的調查。
即，對上述本發明的包覆金屬陶瓷工具1～13的改性α型Al2O3層、以及現有包覆金屬陶瓷工具1～13的現有α型Al2O3層，首先以各自的表面為研磨面的狀態，設定在場致發射型掃描電子顯微鏡的鏡筒內，以70度的入射角度向上述表面研磨面以1nA的照射電流，對存在于各上述表面研磨面的測定范圍內的具有六方晶晶格的各晶粒照射加速電壓為15kV的電子射線，使用電子反向散射衍射像裝置，對30×50μm的區域以0.1μm/step的間隔，測定上述晶粒的各晶面各自的法線與上述表面研磨面的法線的相交角度，根據該測定結果，選出作為晶粒的構成晶面的(0001)面以及{10-10}面，進而求出分別在選出的(0001)面以及{10-10}面鄰接的晶粒相互的界面(晶粒界面單位)上的、(0001)面的法線彼此以及{10-10}面的法線彼此的相交角度，算出上述(0001)面的法線彼此以及{10-10}面的法線彼此的相交角度為15度以下的晶粒界面單位在所有晶粒界面單位中所占的比例(以下，稱為交角為15度以下的晶粒界面單位的比例)，分別表示在表4、5中。
如表4、5分別表示的那樣，本發明的包覆金屬陶瓷工具1～13的改性α型Al2O3層，都呈現出交角為15度以下的晶粒界面單位的比例在45％以上的晶粒界面排列，與之相對，現有包覆金屬陶瓷工具1～13的現有α型Al2O3層都呈現出交角為15度以下的晶粒界面單位的比例在25％以下的晶粒界面排列。
此外，用掃描型電子顯微鏡測定由該結果得到的本發明的包覆金屬陶瓷工具1～13以及現有包覆金屬陶瓷工具1～13的硬質包覆層的構成層的層厚(縱剖面測定)，結果都呈現出與目標層厚基本相同的平均層厚(5點測定的平均值)。
接著，對上述本發明的包覆金屬陶瓷工具1～13以及現有包覆金屬陶瓷工具1～13的各種包覆金屬陶瓷工具，都在由固定夾具螺紋固定在工具鋼制刀頭末端部的狀態下，進行下述條件(稱為切削條件A)下的不銹鋼的干式斷續高速切削試驗(通常的切削速度150m/min.)，即，被切削材料JIS·SUS430制的沿長度方向有等間隔的4條縱槽的圓棒、切削速度250m/min.、
切深1.2mm、進給量0.25mm/rev.、切削時間10分，進行下述條件(稱為切削條件B)下的軟鋼的干式連續高速切削試驗(通常的切削速度250m/min.)，即，被切削材料JIS·S15C的圓棒、切削速度400m/min.、切深1.5mm、進給量0.28mm/rev.、切削時間10分，進而進行下述條件(稱為切削條件C)下的高錳鋼的干式斷續高速切削試驗(通常的切削速度150m/min.)，即，被切削材料JIS·SMn443制的沿長度方向有等間隔的4條縱槽的圓棒、切削速度250m/min.、切深1.5mm、進給量0.22mm/rev.、切削時間10分，所有切削試驗都測定切削刃后面磨損寬度。該測定結果在表6中表示。
表1
表2
表3
表4
(接下頁表格)
(續上頁表格)
表5
表6
(表中，※表示由于硬質包覆層中產生的碎裂而導致到達使用壽命的切削時間)從表4～6所示結果可知，本發明的包覆金屬陶瓷工具1～13中，作為硬質包覆層的上部層的改性α型Al2O3層都呈現出交角為15度以下的晶粒界面單位的比例為45％以上的晶粒界面排列，其結果，上述改性α型Al2O3層除了優異的高溫硬度以及耐熱性外，還具有優異的晶粒界面強度，即優異的高溫強度，所以即使是在對切削阻力非常高的難切削材料的高速切削中，也不會發生碎裂，顯示出優異的耐磨損性，與之相對，作為硬質包覆層的上部層的現有α型Al2O3層的晶粒界面排列中，交角為15度以下的晶粒界面單位的比例在25％以下，其結果，上述現有α型Al2O3層不具備足夠的高溫強度，所以現有包覆金屬陶瓷工具1～13均會在進行難切削材料的高速切削加工時在硬質包覆層發生碎裂，在比較短的時間內到達使用壽命。
如上所述，本發明的包覆金屬陶瓷工具，不用說各種鋼或鑄鐵等的高速切削加工，即便對特別是自身具有高粘性，且對切削時的切削工具表面部的硬質包覆層的粘接性也高，從而切削阻力非常大的軟鋼或不銹鋼、進而高錳鋼等難切削材料進行高速切削加工時，也不會發生碎裂，顯示出優異的耐磨損性，可長期發揮優異的切削性能。因此，本發明的包覆金屬陶瓷工具可充分應對切削裝置的高性能化以及切削加工的省力化以及節能化，進而可充分應對低成本化。
以上，說明了本發明的優選實施例，但本發明不限定于這些實施例。可在不脫離本發明宗旨的范圍內進行結構的附加、省略、置換、以及其他的變更。本發明不受上述說明的限定，只由權利要求的范圍限定。
權利要求
1.一種表面包覆金屬陶瓷制工具，通過在由碳化鎢基硬質合金或者碳氮化鈦基金屬陶瓷構成的工具基體的表面上，蒸鍍形成由下述(a)以及(b)構成的硬質包覆層而成，硬質包覆層的改性α型氧化鋁層具有優異的晶粒界面強度，其中，(a)為作為下部層的Ti化合物層，由均通過化學蒸鍍形成的Ti的碳化物層、氮化物層、碳氮化物層、碳氧化物層、以及碳氮氧化物層中的一層或者兩層以上構成，而且具有3～20μm的合計平均層厚，(b)為作為上部層的改性α型氧化鋁層，在化學蒸鍍的狀態下具有α型的結晶構造，呈現出下述晶粒界面排列，且具有2～20μm的平均層厚，所述晶粒界面排列為，使用場致發射式掃描電子顯微鏡和電子反向散射衍射像裝置，對存在于表面研磨面的測定范圍內的具有六方晶晶格的每個晶粒照射電子射線，并測定上述晶粒的各晶面各自的法線與上述表面研磨面的法線相交的角度，根據該測定結果選出作為晶粒的構成晶面的(0001)面以及{10-10}面，進而求出分別在選出的(0001)面以及{10-10}面鄰接的晶粒相互的界面(晶粒界面單位)上的、(0001)面的法線彼此以及{10-10}面的法線彼此的相交角度，在該情況下，上述(0001)面的法線彼此以及{10-10}面的法線彼此的相交角度為15度以下的晶粒界面單位，占所有晶粒界面單位的45％以上。
全文摘要
本發明的表面包覆金屬陶瓷制切削工具，在工具基體表面上形成有由Ti化合物層的下部層和α型Al
文檔編號C23C14/06GK1966264SQ200610160338
公開日2007年5月23日 申請日期2006年11月16日 優先權日2005年11月18日
發明者長田晃, 中村惠滋, 本間尚志 申請人:三菱麻鐵里亞爾株式會社